高熵合金是一種新型多組元合金，每種組元的原子比為5%~35%[1,2] 高熵合金的典型效應有高熵效應、晶格畸變效應、緩慢擴散效應和雞尾酒效應[1,2] 高熵合金有許多優(yōu)于傳統合金的性能，使其有廣闊的應用和發(fā)展前景 例如，耐高溫、耐疲勞以及耐磨性能良好的高熵合金可用作高速鋼或刀具切削鋼的硬涂層[3~5]；高熵合金具有良好的耐輻射性和耐腐蝕性，是核燃料和高壓容器等包層材料的候選材料[6]；用高熵合金制備的焊料，可焊接鋼材和純鈦等金屬材料[7]

許多金屬材料(包括高熵合金)，如果其強度高則塑性較差，其塑形好則強度低 單相高熵合金的強韌化性能也受限 例如，典型面心立方(Face-centered cubic，FCC)結構的FeMnCoCrNi高熵合金，其屈服強度為125 MPa，抗拉強度約450 MPa，但是延伸率可達80%[8] 而體心立方(Body-centered cubic，BCC)結構的高熵合金，其強度高而塑性較差，(FeCoNiCrMn)89Al11高熵合金的抗拉強度超過1.2 GPa，但是延伸率不足5%[9] 有研究表明，雙相高熵合金的強韌化性能優(yōu)異[10~13] 例如，Ma等制備的BCC相和(CoCr)Ni型Laves相結構的AlCoCrFeNbxNi高熵合金，其屈服強度為1641 MPa，延伸率為17.2%[13] Li等制備的Fe50Mn30Co10Cr10雙相高熵合金在形變過程中因激活相變誘導塑性效應(FCC→HCP，Transformation-induced plasticity，TRIP)，在其抗拉強度超過700 MPa的同時延伸率保持在50%以表現出極好的強韌化協調性能[10]

將硼(B)原子添加到合金材料中，是一種制備高強韌化合金的有效方法[14~18] 半徑較小的B原子主要以間隙原子或在晶界析出硼化物的形式存在，可實現間隙強化和第二相強化[14,15] 已有研究表明，B在界面析出使界面粘聚力增大并提高界面承載能力，可降低工程結構件發(fā)生災難性界面破壞的概率[16] 同時，界面硼化物的強化作用和晶界界面能降低增強了晶界阻力效應，使再結晶過程中的擴散系數降低，協同細晶強化效應提高了材料的強度和延展性[17] 在實際工業(yè)應用中，添加微量的B原子即可提高合金的力學性能 Hsu等發(fā)現，在CuCoNiCrAl0.5Fe高熵合金系中添加B元素使其強度和硬度提高且能保持較好的塑性[18] 鑒于此，本文在典型的雙相高熵合金(Fe50Mn30Co10Cr10)中摻入B原子制備Fe50-xMn30Co10Cr10B3間隙高熵合金，通過形變和退火調控其微觀組織結構，研究形變(形變量以及形變溫度)、退火(溫度及時間)對其組織(位錯界面和形變誘導ε相、退火孿晶及第二相等)的影響，以期揭示強韌化性能與微觀組織的關系

1 實驗方法

使用Thermo-Calc軟件的熱力學計算模塊，計算Fe47Mn30-Co10Cr10B3間隙高熵合金的相變特征溫度 使用用于計算鋼鐵材料相圖和熱力學性質的數據庫(TCFE)Thermo-Calc軟件，進行相平衡和熱力學計算

實驗原料包括鐵(Fe)、錳(Mn)、鈷(Co)、鉻(Cr)和硼(B)等粉末，純度都高于99.9% 圖1a給出了實驗過程的示意圖 先將配好的合金粉末裝入球磨機的球磨罐，然后球磨4 h 用壓片機將球磨后的合金粉末壓成固態(tài)圓柱狀試樣，使用真空非自耗電弧熔煉爐在氬氣保護下進行熔煉，用水冷銅坩堝冷卻 試樣的正反面交替熔煉4次，以使各元素均勻分布 最后得到紐扣狀Fe47Mn30Cr10Co10B3高熵合金的鑄錠 將鑄錠在1000℃熱處理2 h(1000℃-2 H)

圖1



圖1實驗用樣品的制備過程和實驗過程的流程

Fig.1Schematic illustrations of experimental sample preparation (a) and flow chart of the experimental process (b)

用熱壓縮模具進行熱壓縮形變，形變量為60% 然后對熱壓態(tài)樣品再次在1000℃退火熱處理2 h，得到均勻態(tài)樣品 使用電火花線切割機將均勻態(tài)樣品切片，得到尺寸為5 mm×10 mm×24 mm的板材 設定板材的三個方向分別為軋向(Rolling direction，RD)、橫向(Transverse direction，TD)和法向(Normal direction，ND)

樣品的形變和退火工藝過程如圖1b所示 將樣品分別進行室溫軋(26℃，Room temperature deformation)，形變量分別為10%、30%和60%；再進行形變量為10%的熱軋(800℃，High temperature deformation)和在液氮溫度下的冷軋(Cryogenic temperature deformation) 將樣品分別標記為R-10%、R-30%、R-60%，H-10%以及C-10% 對R-60%樣品在不同溫度下進行退火處理，工藝參數為：600℃-5 min、800℃-5 min和1000℃-5 min 冷卻方式為水冷；分別將樣品標記為R-60%-600℃-5 min、R-60%-800℃-5 min、R-60%-1000℃-5 min 對R-60%樣品在1000℃分別進行1 min和15 min的保溫處理，分別將樣品標記為R-60%-1000℃-1 min，R-60%-1000℃-15 min

選取樣品的RD-ND截面為EBSD觀察面 用水磨砂紙將試樣的RD-ND面磨光，然后進行電解拋光 電解拋光液的成分(體積比)為10%高氯酸+ 90%無水乙醇，拋光溫度為-20℃ 電解拋光時試樣接直流穩(wěn)壓電源的陽極，用不銹鋼作陰極，拋光時間約為60 s 用電子通道襯度像(ECC)和電子背散射衍射(EBSD)技術表征試樣的微觀組織結構 使用自動轉塔數顯顯微硬度計測量樣品的硬度，使用萬能拉伸實驗機測試完全再結晶態(tài)樣品的力學性能

2 實驗結果

圖2a給出了Fe47Mn30Cr10Co10B3高熵合金的相成分隨溫度的變化 可以看出，隨著溫度的降低FCC相最早從液相中析出(1573 K)，在溫度下降到1348 K時固液共存結束，析出M2B相形成FCC+M2B雙相結構(M=Fe，Mn，Co，Cr) 溫度下降到1109 K開始出現SIGMA相，相結構由FCC+M2B+SIGMA相三相構成 圖2b~d給出了均勻態(tài)樣品的反極圖(Inverse pole figure，IPF)、相圖(Phase map)和晶界圖(Grain boundaries) 圖2b表明，樣品的組織由等軸晶粒組成，其平均晶粒尺寸約為14.1 μm 圖2c表明，相組織為γ+ε雙相結構(藍色表示γ相，紅色表示ε相)，其中ε相為塊狀形態(tài)，屬于相變過程中(γ→ε)熱誘導產生的相變組織 相圖中的白色部分(未標定的部分)為電解拋光腐蝕掉落的第二相顆粒，大多數分布在晶界處 圖2d表明，在均勻化樣品的組織中有大量的退火孿晶

圖2



圖2Fe47Mn30Cr10Co10B3高熵合金的相成分隨溫度變化和均勻態(tài)樣品的微觀組織

Fig.2Calculated mole fraction of equilibrium phases at various temperatures for the Fe47Mn30Cr10Co10B3 (a), Inverse pole figure (IPF) map (b)，phase map showing dual phase (c) and grain boundaries (GB) showing anneal twinning boundaries (TB) (d)

圖3給出了在不同溫度形變量為10%樣品的微觀組織 圖3a1~c1表明，晶粒均為等軸晶且第二相顆粒大多分布在晶界處 在液氮溫度(圖3a2)出現了類似于滑移線的條狀組織(黑色線框)，圖3a3表明該條狀組織為ε相并呈現彎曲形態(tài) 圖3b2表明，在室溫下形變晶粒內部的胞塊區(qū)域內(Cell block, CB)有方向不同的滑移系開動，且滑移線構成了柵欄結構(黑色箭頭所示) 圖3b3表明，在晶界處有方向不同的滑移系開動(綠色虛線) 在高溫(800℃，圖3c2)下形變其形變組織與室溫形變的組織類似(均為位錯滑移)，在晶粒內有多個滑移系開動(圖3c2綠色虛線) 圖3c3表明，在高溫下形變后晶粒內更容易分割成多個胞塊區(qū)

圖3



圖3形變溫度為液氮低溫、室溫(26℃)和高溫(800℃)形變量為10%時樣品的微觀組織

Fig.3Microstructure of homogenized samples with 10% deformation under different deformation temperatures: (a1~a3) cryogenic temperature; (b1~b3) room temperature (26℃); (c1~c3) high temperature (800℃)

圖4給出了在不同溫度下形變量為10%樣品的EBSD圖 圖4a2表明，在液氮溫度下形變的樣品，具有γ+ε雙相組織 ε相有細長條狀(形變誘導ε相)和塊狀(熱誘導ε相)兩種形態(tài) 圖4b2表明，在室溫下變形后的樣品具有γ+ε雙相組織，ε相主要為塊狀形態(tài) 圖4c2表明，在高溫下變形后的相組織為γ單相，沒有出現ε相 這些結果表明，在低溫下γ相的穩(wěn)定性差，且承載更大的形變應力和具有更易發(fā)生形變誘導的相轉變，因此可觀察到形變誘導的條狀ε相(圖4a2) 在液氮和室溫下形變觀察到的塊狀ε組織，都屬于均勻態(tài)樣品中生成的熱誘導ε相(圖4a2，b2) 而在高溫(800℃)下形變后均勻態(tài)中的ε相發(fā)生ε→γ相的逆轉變從而出現了γ單相(圖4c2) 從晶界圖可見，在液氮溫度下形變后晶粒內較為干凈(小角度界面含量為23.2%，圖4a4)，在室溫下形變后晶粒內部出現大量的小角度晶界(小角度界面含量為59.3%，圖4b4)，而在高溫下形變后晶粒內小角度晶界的含量為35.4%(圖4c4) 小角度界面的形成是位錯滑移的結果，因此室溫變形的樣品其室溫變形機制以位錯滑移為主導；在高溫下的變形過程中位錯發(fā)生回復，位錯的對消或重新排列使小角度晶界減少；而在低溫下變形的機制為相變誘導塑性，因此小角度界面最少

圖4



圖4形變溫度為液氮低溫、室溫(26℃)或高溫(800℃)形變量為10%時均勻態(tài)樣品的EBSD圖

Fig.4EBSD maps of homogenized samples with 10% deformation degree under different deformation temperatures: (a1~a4) cryogenic temperature; (b1~b4) room temperature (26℃); (c1~c4) high temperature (800℃)

圖5給出了在室溫下不同形變量樣品的微觀組織 圖5a2表明，變形量為10%樣品的晶粒內各區(qū)域開動的滑移系和滑移數目不同，從而將晶?！八榛?碎化區(qū)域被稠密位錯墻(Dense dislocation walls，DDWs)分隔成若干個取向不同的胞塊 胞塊內開動的滑移系基本相同(圖5a2綠色虛線)，表明胞塊內部的形變均勻 為了適應鄰近晶粒的形變行為，在晶界附近沿不同方向開動了不同的滑移系(圖5a3綠色虛線) 圖5b1表明，形變量(30%)增大后晶界變得難以分辨，第二相顆粒有沿著軋向呈流線分布的趨勢(藍色虛線) 圖5b2表明，晶粒內的稠密位錯墻明顯增多且其間距隨形變量的增大而減小，逐漸形成新的胞塊 從圖5b3可見，隨著形變量的增大稠密位錯墻分裂成多個大體平行的位錯墻，構成顯微帶(Microband，MB) 另外，部分顯微帶發(fā)生局部切變而轉變成S形狀結構，簡稱S帶 當形變量繼續(xù)增大到60%時(圖5c1)整體的晶粒形態(tài)為扁平狀(沿著軋向拉長)，且原始晶粒結構因形變誘發(fā)的亞結構而變得模糊(圖5c2) 圖5c1表明，第二相顆粒已經沿著軋制方向呈流線分布(藍色虛線) 圖5c3表明，顯微帶的間距明顯減小而演變?yōu)閷訝钸吔?Lamellar boundaries，LBs)

圖5



圖5均勻態(tài)樣品在常溫下形變量分別為R-10%、R-30%和R-60%的微觀組織

Fig.5Microstructure of homogenized samples after deformation at room temperature with deformation degree: (a1~a3) R-10%, (b1~ b3) R-30% and (c1~c3) R-60%

圖6給出了在室溫下形變量為60%樣品在不同溫度(600℃、800℃和1000℃)退火5 min后的再結晶微觀組織 從圖6a1~c1可見，形變態(tài)樣品在不同溫度退火后第二相顆粒都沿著軋向分布，表明退火溫度不影響第二相顆粒的分布 在600℃退火(圖6a2)后的組織仍為形變組織，在圖6a3中保留了明顯的層狀邊界組織(箭頭所示) 在800℃退火(圖6b2)后組織中開始出現再結晶晶粒，但是仍以形變組織為主(箭頭所示) 圖6b3表明出現了新生成的再結晶晶粒(箭頭所示)，其周圍均為形變組織(箭頭所示) 在1000℃退火(圖6c2)后其組織由完全再結晶晶粒組成，表明樣品已經完全再結晶 圖6c3表明，再結晶晶粒內有第二相顆粒析出(黑色線框)

圖6



圖6在常溫下形變量為60%的樣品在600℃、800℃和1000℃退火后的微觀組織圖

Fig.6Recrystallization microstructure of samples with 60% deformation at room temperature after annealing at 600℃ (a1~a3), 800℃ (b1~b3) and 1000℃ (c1~c3)

圖7給出了在室溫下形變60%樣品在1000℃退火不同時間(1 min、5 min和15 min)后的組織 圖7a1~c1表明，退火后第二相顆粒的分布沒有變化，仍沿軋向分布 退火1 min的組織，為未完全再結晶組織(圖7a2) 圖7a3表明，退火組織中有由大量細小板條交錯組成的魏氏體組織(黑色線框) 過熱的鋼、鋯和鈦，在快冷過程中易形成魏氏體組織[19~21] 類似地，高熵合金Fe47Mn30Co10Cr10B3熱處理后也出現魏氏體組織(圖7a3) 退火5 min后的退火組織為完全再結晶組織(圖7b2)，在原始的形變帶內可觀察到部分完整的再結晶晶粒(紅色虛線所示)，再結晶晶粒沒有穿過第二相顆粒 圖7b3表明，在再結晶晶粒內出現了少量的退火孿晶(箭頭所示) 退火15 min后的組織形貌，沒有發(fā)生變化(圖7c2) 圖7c3表明，再結晶晶粒內出現退火孿晶，且在其界面有共格和非共格關系(箭頭所示) 退火5 min和15 min的樣品的再結晶晶粒尺寸沒有明顯的變化，表明隨著退火時間的延長，再結晶晶粒的長大受到晶界處第二相顆粒的阻礙，因此再結晶晶粒的長大不明顯

圖7



圖7在常溫下形變量為60%的樣品在1000℃退火1 min、5 min和15 min后的微觀組織

Fig.7Microstructure of samples with 60% deformation after annealing at 1000℃ for 1 min (a1~a3), 5 min (b1~b3) and 15 min (c1~c3)

圖8給出了在室溫下形變60%樣品在1000℃保溫不同時間后的EBSD圖 圖8a1表明，退火1 min后的組織已開始發(fā)生再結晶，在第二相顆粒附近生成了大量細小的晶粒 圖8a2表明，相組織為γ單相 圖8a3表明，在退火過程中晶粒組織內生成了大量的退火孿晶(孿晶界比例為41.9%，圖8a4) 退火5 min后，可觀察到兩種不同尺度的晶粒(圖8b2) 小尺寸晶粒大多分布在第二相顆粒密集區(qū)域，而大尺寸晶粒則遠離第二相顆粒分布 相圖8b2表明，相組織為γ單相 在晶界圖8b3中觀察到了大量退火孿晶(孿晶界比例為49.3%，圖8b4) 與退火5 min相比，退火15 min的晶粒尺寸沒有發(fā)生明顯的變化(圖8c1) 但是相圖8c2表明，相組織為γ+ε雙相結構，其中ε相呈塊狀形態(tài)，ε相的含量(56.7%)明顯高于γ相的含量(28.6%) 出現ε相的原因是，在1000℃高溫長時間退火后γ相發(fā)生相變，轉變?yōu)闊嵴T導的ε相 由于γ相減少，在晶界圖8c3中可觀察到退火孿晶的數量減少 值得一提的是，在ε相內出現了一種特殊的晶界(70.5°<11-20>，綠色線條表示) 另外，圖8c4表明，在退火組織中存在大量的小角度界面(占比為27.0%) 其原因是，在退火過程中發(fā)生了γ→ε相轉變 但是，由于γ和ε相的晶格類型不同，在相轉變過程中會發(fā)生體積膨脹，因此需要用小角度位錯界面來容納體積膨脹所產生的缺陷

圖8



圖8在常溫下形變60%的樣品1000℃退火1 min、5 min和15 min的EBSD圖

Fig.8EBSD maps of samples with 60% deformed after annealing at 1000℃ for 1 min (a1~a3); 5 min (b1~b3) and 15 min (c1~c3)

圖9給出了不同狀態(tài)樣品的硬度變化(a,b)、工程應力-應變(c)以及拉伸斷口形貌(d) 圖9a表明，在形變量相同(10%)而形變溫度不同的條件下出現了不同的硬度關系：H-10%(288 HV)<C-10%(337 HV)<R-10%(349 HV) 硬度的大小，與三種狀態(tài)下的位錯密度(小角度界面含量)有關 R-10%樣品中的小角度界面含量最高，因此硬度最大；而H-10%樣品經過高溫形變后發(fā)生軟化，硬度最低 在室溫下形變，不同形變量樣品的硬度不同(R-10%，R-30%和R-60%) 這與在形變過程中缺陷的增加有關，即在形變過程中儲存的畸變能越高則樣品的硬度也越高 圖9b給出了R-60%樣品在不同溫度退火不同時間后硬度的變化 在退火過程中，隨著再結晶的進行位錯發(fā)生對消或重新排列，位錯密度降低而使儲存的畸變能下降，使樣品發(fā)生軟化即硬度降低 因此，在退火時間相同的條件下，在600℃退火的樣品硬度最高(414 HV)，在1000℃退火的樣品硬度最低(218 HV) 在高溫(1000℃)下退火的樣品再結晶速度高 與形變態(tài)R-60%樣品的(硬度值461 HV)相比，退火1 min樣品的硬度(229 HV)下降顯著，退火時間延長到5 min的樣品已經完全再結晶，其硬度(218 HV)與退火15 min樣品的硬度(219 HV)接近 圖9c給出了完全再結晶態(tài)樣品(1000℃-5 min)的工程應力-應變曲線，可見其屈服強度為326 MPa，抗拉強度為801.9 MPa，延伸率為26.8%，具有較好的強韌化力學性能 圖9d給出了拉伸斷口的形貌，可見斷口表面有大量的韌窩結構(箭頭所示)，表明其斷裂機制為韌性斷裂

圖9



圖9不同狀態(tài)樣品的硬度變化圖、工程應力-應變曲線和斷口形貌

Fig.9Hardness change (a, b), engineering stress-strain curve (c) and fracture morphology (d) of samples after different treatments

3 討論

圖10給出了不同形變量和不同退火工藝處理后Fe47Mn30Co10Cr10B3間隙高熵合金微觀組織演變過程的示意圖 可以看出，均勻態(tài)組織的晶粒尺寸較粗大，為雙相組織(γ+ε)，第二相顆粒主要分布在晶界處(圖10a) 在液氮溫度下，低溫導致的應力集中使ε相變發(fā)生(圖10b) 在室溫下位錯的滑移更為明顯，滑移線出現交互作用，在晶界處尤其明顯 與在液氮溫度下的形變相比，室溫形變伴隨著形變溫度的升高，使γ相的穩(wěn)定性提高，在塑形形變過程中不易發(fā)生γ→ε相變(圖10c) 在高溫下形變，由于位錯滑移的激活形成了由位錯墻分隔的胞塊；同時，均勻態(tài)組織中的熱誘導ε相發(fā)生逆相變(ε→γ)，形成了γ單相(圖10d) 在室溫下形變，隨著形變量的增加(形變量30%，圖10e)稠密位錯墻(DDWs)分裂成大體平行的顯微帶(MB)，并在垂直方向形成二次顯微帶(MB) 部分二次顯微帶(MB)發(fā)生局部切變逐漸扭曲并形成S帶，組織中的部分γ相轉變?yōu)殚L條狀ε相 形變量達到最大(形變量60%)時部分二次MB帶轉變?yōu)閷訋ЫY構(圖10f)，且形變誘導的ε相增多 在退火時間(5 min)相同的條件下，在600℃退火的樣品其組織形態(tài)基本上不變，只發(fā)生回復過程(圖10g)；在800℃退火后，在第二相顆?；蛐巫儍Υ婺茌^高區(qū)域優(yōu)先發(fā)生再結晶(圖10h)；在1000℃退火后形成完全再結晶組織(圖10i)，且在γ相內生成退火孿晶 在高溫(1000℃)退火1 min的樣品發(fā)生部分再結晶和生成了大量的退火孿晶，且形變誘導ε相發(fā)生逆相變(ε→γ)，形成γ單相(圖10j)；隨著退火時間的延長(5 min)再結晶完成，但是第二相顆粒抑制晶粒的長大，第二相顆粒分布密集區(qū)域的晶粒尺寸較小(圖10 h)；退火15 min的樣品，受第二相顆粒的限制晶粒尺寸變化不大，但是組織內生成了熱誘導ε相(γ→ε)，并在ε相內出現特殊晶界(70.5°<11-20>，如圖10k)

圖10



圖10不同形變和退火工藝處理后Fe47Mn30Co10Cr10B3雙相間隙高熵合金樣品的微觀組織演變過程的示意圖

Fig.10Schematic illustrations of microstructure evolution of Fe47Mn30Co10Cr10B3 interstitial dual-phase HEA samples after different deformation and annealing

在低層錯能的合金中，相變誘導塑性形變是其主要形變機制 這些材料，包括奧氏體鋼[22]、形狀記憶合金[23]以及高熵合金[24] 影響相變誘導塑性的因素，包括形變溫度和形變量 研究證明：隨著溫度的提高層錯能變大，有利于提高奧氏體的穩(wěn)定性 同時，相變驅動力下降，不易發(fā)生相變誘導塑性[25] 因此，在本文的工作中，在低溫條件下奧氏體在較小應變下就能發(fā)生相變誘導塑性，而在高溫條件下奧氏體穩(wěn)定性提高，不易發(fā)生相變誘導塑性 在相變誘導塑性過程中，層錯是出現相變的核心[10] 因此，隨著形變量的增大產生的層錯增加，主要形變機制逐漸由位錯滑移向相變誘導塑性轉變 在本文的工作中，室溫下的小形變量(10%)并沒有達到馬氏體形核的條件，其形變機制為位錯滑移；而隨著形變量的增大其主導形變機制由位錯滑移逐漸轉變?yōu)橄嘧冋T導塑性

在添加B原子的合金材料中，B傾向于在晶界偏析，使晶界粘結強度提高，抑制晶間破壞，從而強化晶界[16] 在鈦基合金中B易形成高硬度TiB增強相，可提高合金的強度、硬度和耐磨性[26] 同時，在晶界析出的硼化物可細化晶粒，從而進一步提高合金強度和耐磨性等[27] B易與Fe、Co、Cr等主要元素產生負的混合焓，意味著容易形成硼化物[28] 在Fe47Mn30Co10Cr10B3高熵合金中，B主要以M2B第二相顆粒的形式在晶界析出 在形變過程中，第二相顆粒的形貌不隨著溫度和形變量的改變而改變 但是，隨著形變量的增大晶界破碎，第二相顆粒逐漸沿著軋向呈流線分布 在退火過程中，第二相顆粒的形貌和分布與形變態(tài)樣品相似 在第二相顆粒附近有更高的形變儲存能，可優(yōu)先發(fā)生再結晶，且第二相顆粒的存在能阻礙再結晶晶粒的長大，從而實現晶粒細化

4 結論

(1) 在小應變量和液氮溫度條件下Fe47Mn30Cr10Co10B3高熵合金的主導形變機制為相變誘導塑性，而在室溫和高溫下形變的主導形變機制為位錯滑移

(2) 在室溫下形變，隨著應變量的增大晶粒由等軸晶形態(tài)演變?yōu)檠刂堉品较蚶L的形態(tài)；處于晶界處的第二相顆粒也沿軋向呈流線分布；主導的形變機制由位錯滑移逐漸轉變?yōu)橄嘧冋T導塑性

(3) 在退火時間(5 min)相同的條件下組織形態(tài)的演變過程為：形變態(tài)(600℃)，部分再結晶(800℃)以及完全再結晶(1000℃)組織，表明退火溫度對再結晶行為有顯著的影響

(4) 在退火溫度相同(1000℃)的條件下組織形態(tài)的演變過程為：部分再結晶(1 min)，完全再結晶(5，15 min) 隨著退火時間的延長再結晶組織的相組成由單一的γ相逐漸向γ+ε雙相的轉變

(5) 完全再結晶態(tài)的Fe47Mn30Cr10Co10B3高熵合金其屈服強度為326 MPa，抗拉強度為801.9 MPa，延伸率為26.8%，實現了良好的強韌化指標，其斷裂機制為韌性斷裂

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